本文研究了M951合金中硼、锆、钇对组织和力学性能的影响，以及M951合金的持久、蠕变和高低周疲劳性能，得到如下结果：　　 加入适量的B可以提高M951合金在1100℃/40MPa的持久寿命。随B含量增加，合金的持久寿命先增加后减少，最佳B含量在0.024％左右。而B含量增加，合金1000℃的屈服强度和断裂强度都呈下降趋势，拉伸塑性增加。该效应被认为是由于B原子富集在晶界，使位错易于穿越晶界，减小晶界应力集中，延缓晶界开裂，这样可以使合金有更长的持久寿命，而拉伸强度却不增加。加入B也能够提高合金的室温冲击韧性。如果B加入太多，将会生成大片状的硼化物。这种大片状的硼化物是裂纹的起源之一，会对力学性能造成不利的影响。B会降低合金的初熔温度和增加共晶量。　　 加入适量的Zr，不但能增加合金1100℃/40MPa的持久寿命，也能提高合金在1000℃的拉伸强度和塑性。Zr略微降低合金的室温冲击韧性。加入Zr对合金组织有两个明显影响：首先，Zr能抑制晶粒内骨架状的碳化物生成并改善碳化物的形态，使其由较连续的棒状和片状转化为不连续的块状；其次，加入Zr能增加合金中的γ/γ共晶量。　　 加入适量的Y可以增加合金1100℃/40MPa的持久寿命，最佳Y含量在0.013％左右。Y略提高合金950℃拉伸强度但对塑性的影响不明显。Y能改善碳化物的形态，使其由较连续的棒状和片状向不连续的块状转变，这种改变对性能有利。Y也能大幅增加合金中的γ/γ共晶数量，在不含Y的合金基本上没观察到γ/γ共晶。同时加入B和Y对共晶量的影响更加显著。在Y含量超过0.03％，经850℃/1000小时长期时效后合金中会析出一种体心立方的Ni6Al2Y3相。　　 Zr、Y都具有较大的原子半径和正的偏析系数。凝固末期，这些元素在剩余合金液中富集。由于它们的原子半径较大且在剩余合金液中浓度较高，阻碍合金元素的扩散，加剧糊状区元素分布的不平衡，使共晶容易形成。共晶量增加的同时也伴随着硼化物的增加。Zr、Y是强碳化物形成元素，进入碳化物后造成晶格畸变而使体系自由能额外增加，导致碳化物生长向自由能减小的形貌方向转变。　　 M951合金在700℃蠕变变形的主要机制为位错切割γ相，形成孪晶和层错。长期蠕变后γ相形貌变得不规则，没有发生定向粗化。在900℃，位错主要在基体通道内运动，并且受阻于γ和基体的界面，形成位错的缠结和位错网。在温度高于900℃时，γ开始发生定向粗化现象，其粗化方向与晶粒取向有关。　　 M951合金低周疲劳寿命随外加应变幅减小而显著增大，在应变幅相同的情况下，随温度降低而增大。M951合金700℃低周疲劳循环应力响应主要以循环硬化为主。900℃循环应力响应以循环软化为主。700℃低周疲劳变形以平面滑移为主，但变形不均匀，滑移带和晶界都对位错运动造成阻碍。900℃低周疲劳变形机制从平面滑移向波状滑移转变，位错随滑移带运动，在滑移带相交处密集缠结。　　 M951合金在相同试验温度下高周疲劳寿命随应力的增大而减小。700℃高周疲劳强度略高于900℃疲劳强度。700℃高周疲劳性能没有缺口敏感性，900℃时缺口敏感性也较小。900℃高周疲劳断口都呈现出脆性断裂的特征，且断口表面基本上垂直于应力轴：疲劳裂纹萌生于试样内部，随着应力幅的增加，裂纹源也由单个向多个转变。700℃在应力比较大时疲劳裂纹源产生于试样内部缺陷；当应力比较小时，裂纹萌生于试样表面或次表面。